TB17鈦合金等溫時(shí)效析出行為

王　哲，　王新南，　祝力偉，　朱知壽

(北京航空材料研究院 先進(jìn)鈦合金航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 北京 100095)

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TB17鈦合金等溫時(shí)效析出行為

王哲，王新南，祝力偉，朱知壽

(北京航空材料研究院 先進(jìn)鈦合金航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 北京 100095)

采用X射線衍射(XRD)、透射電子顯微鏡(TEM)、光學(xué)顯微鏡(OM)等對新型超高強(qiáng)韌TB17鈦合金次生α相轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)進(jìn)行研究。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，該合金經(jīng)β相區(qū)固溶，520℃不同保溫時(shí)間時(shí)效后，片層次生α相在β相基體上析出、形核、長大，并且與基體具有柏氏共格關(guān)系。短時(shí)時(shí)效后次生α相呈針狀，隨著保溫時(shí)間延長，次生α相粗化呈短棒狀。析出相含量對TB17鈦合金強(qiáng)化具有重要影響，TB17鈦合金在完全析出過程中，次生α相含量增加，時(shí)效硬化作用增加。TB17鈦合金次生α相等溫相變動(dòng)力學(xué)采用JMAK方程進(jìn)行描述。

TB17鈦合金；等溫時(shí)效；次生相α相；析出相

亞穩(wěn)β鈦合金由于具有較高的比強(qiáng)度、深淬透性、良好的抗腐蝕性能、優(yōu)異的冷熱成形性以及可通過熱處理強(qiáng)化獲得優(yōu)異的強(qiáng)度-塑性-韌性匹配，是一種理想的航空結(jié)構(gòu)用鈦合金材料[1-3]。第一個(gè)商業(yè)應(yīng)用的β型鈦合金是20世紀(jì)50年代末研制的B120VCA，其強(qiáng)度超過1100 MPa，延伸率僅為2%，從而限制其在飛機(jī)上的大量應(yīng)用。之后大量β型鈦合金如VT22，Ti-1023，Ti-5553等被廣發(fā)應(yīng)用于飛機(jī)起落架及其他航空結(jié)構(gòu)件上[4-6]。目前航空用鈦合金強(qiáng)度僅為1200 MPa級(jí)別，超過該強(qiáng)度其塑性、韌性及疲勞性能迅速降低，從而限制其應(yīng)用。因此，按照下一代飛機(jī)的發(fā)展需求，有必要對強(qiáng)度超過1350 MPa級(jí)別，并且具有良好強(qiáng)度-塑性-韌性匹配的超高強(qiáng)韌鈦合金進(jìn)行研究。

TB17鈦合金是我國自主研發(fā)，具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的一種新型亞穩(wěn)β鈦合金，鉬當(dāng)量12.3，鋁當(dāng)量3。該合金經(jīng)固溶時(shí)效熱處理后，強(qiáng)度可達(dá)1400 MPa，并具有良好的強(qiáng)度-塑性-韌性匹配，是一種發(fā)展前景良好的航空結(jié)構(gòu)用超高強(qiáng)韌鈦合金。亞穩(wěn)β鈦合金具有較高強(qiáng)度主要源于過飽和固溶體基體中析出的彌散分布并對位錯(cuò)起到阻礙作用的第二相粒子，其力學(xué)性能與析出相的第二相粒子的性質(zhì)、尺寸、含量、形貌及分布密切相關(guān)[7]，其強(qiáng)化機(jī)理及性能方面的研究一直以來備受關(guān)注。常輝[8]和余新平等[9]分別對Ti-B19及TC21鈦合金的次生α相時(shí)效析出動(dòng)力學(xué)進(jìn)行了研究，但目前尚未有TB17鈦合金的等溫動(dòng)力學(xué)相變行為的研究報(bào)導(dǎo)。目前，國內(nèi)外對析出相的動(dòng)力學(xué)分析主要采用TEM圖像分析及X射線衍射技術(shù)，本工作研究了保溫時(shí)間對TB17鈦合金時(shí)效析出行為的影響，揭示其等溫相變動(dòng)力學(xué)，對于理解該合金相轉(zhuǎn)變機(jī)制、顯微組織形成和控制合金性能具有重要意義。

1　實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)采用經(jīng)三次真空自耗電弧熔煉的TB17超高強(qiáng)韌鈦合金鑄錠，經(jīng)β相區(qū)開坯和兩相區(qū)鍛造成φ220 mm棒材，淬火金相法測定相變點(diǎn)Tβ為845℃，采用線切割方法切取φ15 mm×15 mm試樣，在精度為±3℃的箱式電阻爐中進(jìn)行熱處理。試樣熱處理工藝采用870 ℃/30 min固溶熱處理后，在520 ℃分別進(jìn)行5 min，10 min，30 min，1 h，2 h，4 h，8 h，16 h時(shí)效熱處理，所有熱處理均采用空氣中進(jìn)行冷卻，如圖1所示。試樣經(jīng)打磨、拋光，制備成金相試樣。

圖1　TB17鈦合金材料制備流程圖Fig.1　Schematic illustration of TB17 for the experiment

顯微組織觀察采用Leica DMI 3000M金相顯微鏡上進(jìn)行。采用Tecant透射電鏡觀察顯微組織透射試樣制備方法為將試樣經(jīng)機(jī)械減薄到40 μm后進(jìn)行雙噴離子減薄，XRD實(shí)驗(yàn)在Bruker D8 X射線衍射儀上進(jìn)行。洛氏硬度在A-200布洛維三用硬度計(jì)上進(jìn)行，金相照片采用Image Pro Plus軟件進(jìn)行金相數(shù)據(jù)分析。

圖2所示為實(shí)驗(yàn)用棒材的顯微組織主要由β相基體和彌散分布于β基體上的α相組成，在透射電鏡下進(jìn)行觀察，初生α相完全球化，大量針狀次生α相在β相基體中析出。

圖2　TB17棒材熱處理前的原始顯微組織Fig.2　Micrographs of the initial microstructure for TB17 titanium alloy　(a)OM；(b)TEM

2　結(jié)果與分析

2.1不同熱處理后顯微組織結(jié)構(gòu)

圖3所示為不同熱處理后的顯微組織。經(jīng)870 ℃固溶后，空冷條件即可將高溫亞穩(wěn)β相保留至室溫(如圖3(a))，該組織不含穩(wěn)定α相(如圖4)，β晶粒平均尺寸為100 μm，晶界清晰，晶內(nèi)無第二相，該組織為過飽和固溶體。經(jīng)520 ℃保溫16 h后，過飽和固溶體在等溫時(shí)效過程中發(fā)生分解，形成α相(如圖3(b))，該組織中大量次生α相彌散分布于β基體上，并且僅由次生α相及β相基體組成(如圖4)。

圖3　時(shí)效時(shí)間對顯微組織影響Fig.3　Heat treatment microstructure of the TB17 titanium alloy under different conditions　(a)ST；(b)ST+A/16h

圖4　TB17鈦合金不同熱處理工藝XRD分析Fig.4　X-ray diffraction patterns of TB17 titanium alloy for different heat treatment

2.2保溫時(shí)間對次生α相形貌影響

圖5所示為時(shí)效時(shí)間對次生α相形貌影響。經(jīng)β相區(qū)固溶并保溫10 min后，β相轉(zhuǎn)變組織上出現(xiàn)了α片層狀結(jié)構(gòu)，該組織為TB17鈦合金片層α相長大的核心，這也與Jones等[10]的研究結(jié)果一致。保溫30 min，TEM組織中主要由β轉(zhuǎn)變組織與針狀次生α相組成，其針狀長度可達(dá)2μm，但針狀片層厚度僅為 34.4 nm；時(shí)效保溫1 h時(shí)，顯微組織由大量致密的次生α相組成，并且隨著時(shí)效時(shí)間延長，顯微組織由大量致密的次生α相組成，片層厚度粗化，次生α相片層厚度50 nm；時(shí)效保溫4 h，片層厚度長大為57.2 nm，持續(xù)延長保溫時(shí)間，次生α相片層厚度趨于穩(wěn)定，保溫16 h，片層厚度僅長大為59 nm，而片層長度降低到0.5 μm，這與Furuhara等[11]對VT22鈦合金時(shí)效析出的結(jié)果一致。如圖6所示，次生α相片層厚度從保溫時(shí)效開始迅速長大，保溫4 h后片層厚度變化不明顯，這主要是由于次生α長大過程是一個(gè)擴(kuò)散相變過程，次生α相長大初期，β相基體上次生α相含量較少，長大速率較快，隨著保溫時(shí)間延長，析出次生α相含量增加，次生α相之間相互抑制，長大速率也受到限制[12]，在長大穩(wěn)定階段，為降低次生α相界面能，次生α相開始粗化，片層厚度增加，長度縮短。因此TB17鈦合金時(shí)效析出過程是次生α相析出→形核→長大過程，隨著時(shí)效時(shí)間延長，次生α相形貌由針狀α相向短棒狀α相長大過程。

圖5　時(shí)效時(shí)間對次生α相形貌影響Fig.5　Bright-field image of α lath observed in the sample air cold from 870℃ and aged at 520℃ (a)5 min；(b)30 min；(c)1 h；(d)4 h；(e)16 h

2.3TB17鈦合金時(shí)效響應(yīng)

圖8所示為TB17鈦合金時(shí)效時(shí)間與硬度的關(guān)系響應(yīng)。結(jié)果表明，保溫時(shí)間對TB17鈦合金硬化有重要影響，經(jīng)β相區(qū)固溶后，洛氏硬度僅為26HRC。保溫5 min，洛氏硬度上升到30HRC，次生α相含量僅為3.3%(體積分?jǐn)?shù))；保溫2 h，洛氏硬度上升到42HRC，次生α相含量增加到46%；延長保溫時(shí)間，洛氏硬度增加緩慢，次生α相含量也趨于穩(wěn)定。因此TB17鈦合金時(shí)效響應(yīng)過程分為三個(gè)階段：第一階段為α相形核孕育階段，時(shí)效保溫開始到5 min；第二階段為快速析出階段，從保溫5 min到2 h；第三階段為α相轉(zhuǎn)變穩(wěn)定階段，從保溫2 h到16 h。金屬的塑性變形是通過位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)過程進(jìn)行的，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)僅在滑移系上進(jìn)行，由于析出次生α相，增加了α/β相界面，也對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)造成阻礙作用[13]。因此析出相強(qiáng)化效果取決于析出產(chǎn)物的強(qiáng)度、結(jié)構(gòu)、形狀、分布和尺寸等因素，ESMAEILI[14]等人認(rèn)為析出相的強(qiáng)化作用(σppt)與幾個(gè)微觀變量有關(guān)，可表示為：

圖6　時(shí)效時(shí)間對析出α相片層厚度影響Fig.6　Effect of aging time on the lamellar thickness of secondary α phase

σppt=f1(R,f,F,L,S)

(1)

圖7　次生α相與β相基體界面結(jié)構(gòu)的TEM照片　(a) HADDF照片(α/β相界面用黑色線條標(biāo)出)；(b) 選區(qū)衍射斑點(diǎn)Fig.7　TEM image of α/β phase interface structure　(a) HADDF image；(b) selected electron diffraction image

圖8　TB17鈦合金870 ℃固溶520 ℃時(shí)效響應(yīng)Fig.8　Aging response of TB17 titanium alloy during 870 ℃ solution and aging at 520 ℃

其中：L為有阻礙作用的析出相粒子之間的最大相互作用；S表示析出相粒子形狀與基體之間位向關(guān)系的微觀參數(shù)；F表示尺寸為平均半徑的粒子與位錯(cuò)之間的最大相互作用力。在本研究過程中，合金成分、加熱溫度、析出相形狀及與基體的位向關(guān)系等條件保持不變，則析出強(qiáng)化作用僅與粒子尺寸與析出量有關(guān)。本試驗(yàn)采用洛氏硬度表征時(shí)效強(qiáng)化響應(yīng)，因此可得，洛氏硬度與析出相含量之間關(guān)系：

H=26.6+43.6ωα

(2)

其中：H為洛氏硬度，ωα為析出相含量，0≤ωα≤47%。

2.4α相等溫相變動(dòng)力學(xué)

TB17鈦合金在等溫條件下從亞穩(wěn)β相中析出α相屬于長程擴(kuò)散控制型相變，其動(dòng)力學(xué)過程一般可以采用Johnson-Mehl-Avarami-Kolmogorov(JMAK)方程進(jìn)行描述[15]：

ζ=1-exp(-ktn)

(3)

式中：ζ為單位體積相變析出相體積分?jǐn)?shù)；k為與溫度有關(guān)的相變速率常數(shù)；t為保溫時(shí)間，min；n為Avarami指數(shù)，與析出相形貌有關(guān)。

為求得方程中k與n，對TB17鈦合金時(shí)效析出相含量對數(shù)與時(shí)間對數(shù)進(jìn)行擬合，得到如圖，該對數(shù)圖所得直線斜率為n，截距為k，因此可以得出k=-3.16，n=0.036。因此TB17時(shí)效析出動(dòng)力學(xué)方程描述為：ζ=1-exp(3.16t0.036)。

圖9　TB17鈦合金殘余β相含量與時(shí)間對數(shù)關(guān)系Fig.9　Plots of in[ln(1-ζ)] against ln t for TB17 titanium alloy

圖9所示為TB17鈦合金870 ℃固溶，520 ℃時(shí)效析出過程中β相含量與時(shí)間對數(shù)關(guān)系，殘余β相含量對數(shù)與保溫時(shí)間對數(shù)值具有線性關(guān)系，其主要原因在于TB17鈦合金時(shí)效過程中形核與長大過程是相互影響的，當(dāng)核心形成后，隨著核心的長大則在β相基體中可以轉(zhuǎn)變的體積減少，因此核心不會(huì)無限的長大。當(dāng)靠近表面的核心顆粒遇到表面后便在表面方向停止長大。隨著過冷β相基體中次生α相的析出長大，母相的過飽和程度降低，長大速率受到限制。

3　結(jié)　論

(1)TB17鈦合金具有較快的時(shí)效響應(yīng)，時(shí)效硬化過程可分為三個(gè)階段：形核孕育區(qū)、快速響應(yīng)區(qū)以及時(shí)效響應(yīng)穩(wěn)定區(qū)。長時(shí)時(shí)效次生α相含量約占47%。析出強(qiáng)化硬度與次生α相含量之間滿足H=26.6+43.6ωα。

(2)TB17鈦合金次生α相轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)采用JMAK方程進(jìn)行描述為：ζ=1-exp(3.16t0.036)。

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(責(zé)任編輯：張崢)

Isothermal Aging Precipitate of TB17 Titanium Alloy

WANG Zhe，WANG Xinnan，ZHU Liwei，ZHU Zhishou

(Aviation Key Laboratory of Science and Technology on Advanced Titanium Alloys, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

Transmission Electron Microscope (TEM), X-Ray Diffraction(XRD) and Optical Microscope(OM)were employed to investigate the aging precipitation behavior of a new type of ultra-high strength TB17 titanium alloy. The results show that during heat solution treated in the β phase field followed by aging the secondary α phase is nucleated, precipitated and grew on the β phase matrix，and the precipitated phase is lamellar structure which has burgers relation with the matrix. The secondary α phase content is increased rapidly and finally reach a steady-state as aging time increased and the final product of aging consists of α phase and β phase. there is a good linearity relationship between the content of secondary α phase and the hardness of age hardening. The TB17 titanium alloy isothermal phase transformation kinetics can be described by JMAK equation.

TB17 titanium alloy; isothermal aging; secondary α phase; precipitation

2016-02-26；

2016-05-30

總裝預(yù)研加強(qiáng)項(xiàng)目基金(51312JQ01)

朱知壽(1966—)，男，博士，研究員，主要從事航空鈦合金及應(yīng)用技術(shù)研究，(E-mail)zhuzzs@126.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.5.001

TG146.2

A

1005-5053(2016)05-0001-06